钢中奥氏体的形成

钢中奥氏体的形成第一页，共五十一页，编辑于2023年，星期二

奥氏体形成的温度范围第二章钢中奥氏体的形成1.奥氏体的组织特征奥氏体的组织和结构

奥氏体的性能第二页，共五十一页，编辑于2023年，星期二1.1奥氏体形成的温度范围注：根据Fe-Fe3C平衡状态图，奥氏体（γ）是高温稳定相。状态图中的GSEJNG区域是奥氏体稳定存在的区域。Fe-Fe3C平衡状态图第三页，共五十一页，编辑于2023年，星期二Fe-Fe3C平衡状态图是热力学上达到平衡时的状态图，但实际加热和冷却时的相变临界点不在同一温度上，往往存在一定的温度滞后。为了区别，通常把实际加热时的相变临界点标以字母c（如AC1、AC3、ACcm）把冷却时的相变临界点标以字母r（如Ar1，Ar3，Arcm第四页，共五十一页，编辑于2023年，星期二1.2奥氏体的组织和结构奥氏体的组织通常是由等轴状的多边形晶粒所组成，晶内常可出现相变孪晶第五页，共五十一页，编辑于2023年，星期二12CrNi3钢的原奥氏体晶粒组织第六页，共五十一页，编辑于2023年，星期二奥氏体不锈钢纯铜第七页，共五十一页，编辑于2023年，星期二形变和退火孪晶钛合金六方相中的形变孪晶奥氏体不锈钢中退火孪晶第八页，共五十一页，编辑于2023年，星期二

奥氏体是C在γ-Fe中的固溶体，C原子在γ-Fe点阵中处于由Fe原子组成的八面体中心间隙位置，即面心立方晶胞的中心或棱边中点，如图9.3所示。

若按所有八面体间隙位置均填满C原子计算，单位晶胞中应含有4个Fe原子和4个C原子，其原子百分比为50％，重量百分比为20％。但实际上，奥氏体的最大碳含量为2.11％（重量），原子百分比为10％，即2.5个晶胞中才有一个C原子。这是因为C原子半径为0.77，而γ-Fe点阵中八面体间隙半径仅为0.52，C原子进入间隙位置后将引起点阵畸变，使其周围的间隙位置不可能都填满C原子。第九页，共五十一页，编辑于2023年，星期二C在奥氏体中呈统计性均匀分布，存在着浓度起伏，即存在着高浓度区域。C原子的存在，使奥氏体点阵发生等称膨胀，因而点阵常数随碳含量升高而增大，如图所示。合金钢中的奥氏体是C和合金元素溶于γ-Fe中的固溶体。合金元素如Mn、Si、Cr、Ni、Co等在γ-Fe中取代Fe原子的位置而形成置换式固溶体。它们的存在也引起晶格畸变和点阵常数变化。第十页，共五十一页，编辑于2023年，星期二面心立方点阵是一种最密排的点阵结构，致密度高，所以奥氏体的比容最小。奥氏体中铁原子的自扩散激活能大，扩散系数小，因此奥氏体钢的热强性好，可作为高温用钢。奥氏体具有顺磁性，而奥氏体的转变产物均为铁磁性，所以奥氏体钢又可作为无磁性钢。奥氏体的线膨胀系数大，因此奥氏体钢也可用来制作热膨胀灵敏的仪表元件；奥氏体的导热性能差，故奥氏体钢加热时，不宜采用过大的加热速度，以免因热应力过大而引起工件变形。1.3奥氏体的性能第十一页，共五十一页，编辑于2023年，星期二1.3奥氏体的性能

奥氏体是钢中的高温稳定相，但若钢中加入足够量的能够扩大γ相区的元素，则可使奥氏体在室温成为稳定相。因此，奥氏体可以是钢在使用时的一种组织状态，以奥氏体状态使用的钢称为奥氏体钢。因面心立方点阵滑移系统多，奥氏体的塑性很好，易于变形，即加工成形性好。第十二页，共五十一页，编辑于2023年，星期二2.奥氏体的形成机制奥氏体形核奥氏体晶核长大剩余碳化物溶解奥氏体均匀化第十三页，共五十一页，编辑于2023年，星期二2.1奥氏体形核奥氏体的形成符合一般的固态相变规律，是通过形核和长大完成的。根据扩散理论，奥氏体的晶核是依靠系统内的能量起伏、浓度起伏和结构起伏形成的。

由于奥氏体与铁素体及渗碳体的碳含量和点阵结构相差很大，因此，奥氏体的形成是一个由α到γ的点阵重构、渗碳体的溶解以及C在奥氏体中的扩散重新分布的过程。根据Fe-Fe3C平衡状态图，由铁素体和渗碳体两相组成的珠光体加热到ACl稍上温度时将转变为单相奥氏体，即相组成：（α+Fe3C）→γ碳含量：0.02%6.69%0.77%点阵结构：体心立方复杂斜方面心立方第十四页，共五十一页，编辑于2023年，星期二

从右图中的GS线可知，奥氏体中与铁素体相平衡的碳含量随温度升高而下降。铁素体中的最大碳含量为0.02%（在A1温度），而为使铁素体转变为奥氏体，铁素体的最低碳含量必须是：727℃为0.77%、740℃为0.66%、780℃为0.40%、800℃为0.32%等等，均远远高于铁素体中的最大碳含量。实际上，在微观体积内由于碳原子的热运动而存在着浓度起伏。

第十五页，共五十一页，编辑于2023年，星期二奥氏体晶核的形核位置这是因为：

在两相界面处，碳原子的浓度差较大，有利于获得形成奥氏体晶核所需的碳浓度在两相界面处，原子排列不规则，铁原子有可能通过短程扩散由母相点阵向新相点阵转移，从而促使奥氏体形核，即形核所需的结构起伏较小在两相界面处，杂质及其他晶体缺陷较多，具有较高的畸变能，新相形核时可能消除部分晶体缺陷而使系统的自由能降低。并且新相形核时产生的应变能也较容易借助相界（晶界）流变而释放。珠光体团边界与铁素体和渗碳体的相界面一样，也是奥氏体的形核部位。奥氏体晶核的形核位置通常在铁素体和渗碳体的两相界面上。第十六页，共五十一页，编辑于2023年，星期二

当奥氏体在铁素体和渗碳体两相界面上形核后，便形成了γ/α和γ/Fe3C两个新的相界面。奥氏体的长大过程即为这两个相界面向原来的铁素体和渗碳体中推移的过程。

2.2奥氏体晶核长大在相界面处：与奥氏体相接触的铁素体碳浓度为Cα/γ；与渗碳体相接触的铁素体碳浓度为Cα/cem（沿QP延长线变化）；与铁素体相接触的奥氏体碳浓度为Cγ/α

；与渗碳体相接触的奥氏体碳浓度为Cγ/cem

；与奥氏体相接触的渗碳体碳浓度为Ccem/γ第十七页，共五十一页，编辑于2023年，星期二

若垂直于相界面截取一纵截面，则沿纵截面各相中的碳浓度分布如图所示。由于新相奥氏体两个相界面（γ/α和γ/Fe3C）的碳浓度不等，在奥氏体中形成一个浓度差（Cγ/cem－Cγ/α），使C原子从高浓度的γ/Fe3C相界面处向低浓度的γ/α相界面处扩散，结果破坏了在T1温度下相界面的平衡浓度，同时奥氏体中碳的浓度梯度趋于减小，C′γ/cem－C′γ/α所示。第十八页，共五十一页，编辑于2023年，星期二

为了维持原来相界面处的局部碳浓度平衡，在γ/Fe3C相界面处的渗碳体必须溶入奥氏体以供应碳量，使其碳浓度恢复至Cγ/cem。同时，在γ/α相界面处的铁素体必转变为奥氏体，使其碳浓度降至Cγ/α。这样，奥氏体的两个相界面便自然地同时向渗碳体和铁素体中推移，使奥氏体不断长大。在铁素体中也进行着碳的扩散。在铁素体、奥氏体和渗碳体三相共存时，在铁素体中也存在着碳浓度差（Cα/cem－Cα/γ），也会引起碳从α/Fe3C相界面处向α/γ相界面处扩散，这种扩散也促进奥氏体的长大。

综上所述，奥氏体中的碳浓度差是奥氏体在铁素体和渗碳体相界面上形核的必然结果，它是相界面推移的驱动力，相界面推移的结果是Fe3C不断溶解，α相逐渐转变为γ相。第十九页，共五十一页，编辑于2023年，星期二2.3剩余碳化物溶解

在奥氏体晶体长大过程中，由于γ/Fe3C相界面处的碳浓度差（Ccem/γ－Cγ/cem）远远大于γ/α相界面处的碳浓度差（Cγ/α－Cα/γ），所以只需溶解一小部分渗碳体就可以使其相界面处的奥氏体达到饱和，而必须溶解大量的铁素体才能使其相界面处奥氏体的碳浓度趋于平衡。

所以，长大中的奥氏体溶解铁素体的速度始终大于溶解渗碳体的速度，故在共析钢中总是铁素体先消失，有剩余渗碳体残留下来。第二十页，共五十一页，编辑于2023年，星期二2.4奥氏体均匀化在铁素体全部转变为奥氏体，且残留Fe3C全部溶解之后，碳在奥氏体中的分布仍然是不均匀的。原来为渗碳体的区域碳浓度较高，而原来为铁素体的区域碳浓度较低。因此，只有继续加热或保温，借助于碳原子的扩散，才能使整个奥氏体中碳的分布趋于均匀。综上所述，奥氏体的形成过程可以分为四个阶段：奥氏体形核奥氏体晶核向α及Fe3C两个方向长大剩余碳化物溶解奥氏体均匀化第二十一页，共五十一页，编辑于2023年，星期二3.奥氏体形成动力学

奥氏体等温形成动力学连续加热时奥氏体的形成3.1．奥氏体等温形成动力学形核率I长大速度G奥氏体等温形成动力学曲线影响奥氏体形成速度的因素第二十二页，共五十一页，编辑于2023年，星期二形核率I在奥氏体均匀形核条件下，形核率I与温度T之间的关系可表示为式中，C为常数；Q为扩散激活能；T为绝对温度；k为波尔兹曼常数；W为临界晶核的形核功。在忽略应变能时，形核功W可表示为式中，A为常数；σ为奥氏体与珠光体的比界面能；ΔGv为奥氏体与珠光体的单位体积自由能差。第二十三页，共五十一页，编辑于2023年，星期二可见，当奥氏体形成温度T升高时：1.形核率I以指数函数关系迅速增大；2.相变驱动力ΔGv增大而使形核功W减小，导致形核率I进一步增大。3.原子扩散系数增大，原子扩散速度加快，有利于铁素体向奥氏体的点阵重构，促进渗碳体的溶解，也加速奥氏体的形核。4.Cγ/α与Cα/γ之差减小，奥氏体形核所需的碳浓度起伏减小，也有利于提高奥氏体的形核率。因此，奥氏体形成温度升高，即相变过热度增大，可以使奥氏体形核急剧增加，这对于形成细小的奥氏体晶粒是有利的。第二十四页，共五十一页，编辑于2023年，星期二长大速度G奥氏体晶核形成后，其线生长速度应等于相界面的推移速度，由扩散定律导出奥氏体形成时的相界面推移速度为式中，K为常数；

为碳在奥氏体中的扩散系数；为相界面处奥氏体中碳的浓度梯度；△CB为奥氏体与铁素体的相界面处或奥氏体与渗碳体的相界面处的两相浓度差；式中负号表示下坡扩散。第二十五页，共五十一页，编辑于2023年，星期二在等温转变时，时，Dcγ、均为常数（由状态图确定），则式中，K′为常数。式（9.4）同时适用于奥氏体向铁素体和奥氏体向渗碳体中推移的速度。

由于在一个珠光体片层间距内形成奥氏体的同时，类似过程也在其他片层中进行，所以可用一个片层间距内的奥氏体的长大速度代替奥氏体长大的平均速度。此时：其中S0为珠光体片层间距，Cγ/cem－Cγ/α为奥氏体两个相界面之间的浓度差（由状态图中GS线和ES线确定），因此可近似估算奥氏体向铁素体及渗碳体中的推移速度。第二十六页，共五十一页，编辑于2023年，星期二根据式（9.4），当奥氏体形成温度为780℃时，奥氏体向铁素体中的推移速度为奥氏体向渗碳体中的推移速度为两者之比为即奥氏体的相界面向铁素体中的推移速度比向渗碳体中的推移速度快约15倍。而在通常情况下，片状珠光体中的铁素体片厚度约为渗碳体片厚度的7倍。所以，奥氏体等温形成时，总是铁素体先消失，还有相当数量的剩余渗碳体未完全溶解，还需要经过剩余渗碳体溶解和奥氏体均匀化过程才能获得成分均匀的奥氏体。第二十七页，共五十一页，编辑于2023年，星期二奥氏体的长大速度亦随温度升高而增大（ⅰ）原子扩散系数D成指数函数关系增大（），而且奥氏体两相界面之间的碳浓度差（Cγ/cem－Cγ/α）增大（见图9.5(a)中的SG线及SE线），增大了碳在奥氏体中的浓度梯度；（ⅱ）

铁素体中有利于奥氏体形核部位增多，原子扩散距离相对缩短，有利于奥氏体长大；（ⅲ）奥氏体与铁素体的相界面浓度差（Cγ/α一Cα/γ）以及奥氏体与渗碳体的相界面浓度差（Ccem/γ一Cγ/cem）均减小，因而加速了奥氏体长大时的相界面推移速度。第二十八页，共五十一页，编辑于2023年，星期二形核率I和长大速度G

奥氏体形成速度取决于形核率I和长大速度G，在等温条件下I和G均为常数。随温度升高，形核率I和长大速度G均增大。表9.1示出了共析碳钢奥氏体形核率I和长大速度G与加热温度的关系。转变温度（℃）形核率I（1/mm3·s）长大速度G（mm/s）转变一半所需时间(s)74022800.0005100760110000.0109780515000.02638006160000.0411随温度升高，奥氏体的形成速度迅速增大第二十九页，共五十一页，编辑于2023年，星期二奥氏体等温形成动力学曲线将一组共析碳钢试样迅速加热至AC1点以上不同温度，保温不同时间后在盐水中急冷至室温，测出每个试样中的马氏体转变量（即高温加热保温时的奥氏体形成量），作出各温度下奥氏体形成量与保温时间的关系曲线，即为奥氏体等温形成动力学曲线，共析碳钢奥氏体等温形成动力学曲线(a)和等温形成图示意图(b)第三十页，共五十一页，编辑于2023年，星期二实际上，“终了”线处仍有部分剩余碳化物存在，需要继续保温才能完全溶解。而且在碳化物完全溶解之后，还需要继续保温才能使奥氏体的成分均匀化。共析碳钢奥氏体等温形成图第三十一页，共五十一页，编辑于2023年，星期二（ⅰ）在高于AC1温度加热保温时，奥氏体并不立即形成，而是经过一定的孕育期后才开始形成。加热温度愈高，孕育期就愈短；（ⅱ）奥氏体形成速度在开始时较慢，以后逐渐增大，当奥氏体形成量约为50％时最大，以后又逐渐减慢；（ⅲ）加热温度愈高，形成奥氏体所需的全部时间就愈短，即奥氏体形成速度就愈快；第三十二页，共五十一页，编辑于2023年，星期二影响奥氏体形成速度的因素1）加热温度的影响

加热温度愈高，奥氏体形成速度就愈快。而且随加热温度的升高，奥氏体的形核率I及长大速度G均增大。而且随加热温度的升高，奥氏体的形核率I及长大速度G均增大，但I的增大速率高于G的增大速率。因此，奥氏体形成温度越高，获得的起始晶粒度就越细小。2）碳含量的影响

钢中碳含量愈高，奥氏体形成速度就愈快。因为碳含量增高时，碳化物数量增多，铁素体与渗碳体的相界面面积增大，因而增加了奥氏体的形核部位，使形核率增大。同时，碳化物数量增多后，使碳的扩散距离减小，并且随奥氏体中碳含量增加，碳和铁原子的扩散系数增大，这些因素都加速了奥氏体的形成。第三十三页，共五十一页，编辑于2023年，星期二3）原始组织的影响在钢的成分相同的情况下，原始组织中碳化物的分散度愈大，则相界面就愈多，同时由于珠光体的片层间距减小，奥氏体中碳的浓度梯度增大，使碳原子的扩散速度加快，而且碳原子扩散距离也减小，这些都增大奥氏体的长大速度。因此，钢的原始组织愈细小，奥氏体的形成速度就愈快。4）合金元素的影响钢中加入合金元素并不影响珠光体向奥氏体的转变机制，但影响碳化物的稳定性及碳在奥氏体中的扩散系数，并且多数合金元素在碳化物和基体之间的分布是不均匀的，所以合金元素将影响奥氏体的形核和长大、碳化物溶解、奥氏体均匀化的速度。第三十四页，共五十一页，编辑于2023年，星期二

强碳化物形成元素,如Mo、W、Cr等降低碳在奥氏体中的扩散系数，并形成特殊碳化物且不易溶解，所以显著减慢奥氏体的形成速度。

非碳化物形成元素,Co和Ni增大碳在奥氏体中的扩散系数，加速奥氏体的形成。Si和A1对碳在奥氏体中扩散的影响不大，所以对奥氏体的形成速度无显著影响。

钢中加入合金元素可能改变相变临界点A1、A3、Acm的位置，即改变相变时的过热度，从而影响奥氏体的形成速度。如Ni、Mn、Cu等降低A1点，相对地增大了过热度，故使奥氏体的形成速度增大；Cr、Mo、Ti、Si、A1、W、V等提高A1点，相对地减小了过热度，所以减慢了奥氏体的形成速度。第三十五页，共五十一页，编辑于2023年，星期二3.2连续加热时奥氏体的形成钢在连续加热时珠光体向奥氏体的转变与等温加热转变大致相同，亦经过形核、长大、剩余碳化物溶解、奥氏体均匀化四个阶段，其影响因素也大致相同。但有如下特点。（1）在一定的加热速度范围内，相变临界点随加热速度增大而升高。奥氏体形成的开始温度及终了温度均随加热速度增大而升高。所有相变临界点（AC1、AC3、ACcm）在快速加热条件下均向高温移动。因此，在连续加热时尤其是加热速度很大时，难以用Fe-Fe3C状态图来判断钢加热时的组织状态。快速加热时的非平衡Fe-C状态图第三十六页，共五十一页，编辑于2023年，星期二（2）奥氏体形成速度随加热速度增大而增大，加热速度越快，转变开始和终了的温度就越高，转变所需的时间就越短，即奥氏体的形成速度就越快。同时还看到，连续加热时珠光体向奥氏体转变的各个阶段都不是在恒定温度下进行的，而是在一个相当大的温度范围内进行的，加热速度越快，奥氏体转变温度范围就越大。共析碳钢连续加热时的奥氏体形成图第三十七页，共五十一页，编辑于2023年，星期二（4）奥氏体成分的不均匀性随加热速度增大而增大。连续加热时，随加热速度增大，奥氏体形成温度升高，与铁素体相平衡的奥氏体碳浓度Cγ/α减小，而与渗碳体相平衡的奥氏体碳浓度Cγ/cem则增大。在快速加热条件下，因为碳化物来不及充分溶解，碳及合金元素来不及充分扩散，造成奥氏体中碳及合金元素的浓度很不均匀。

（5）奥氏体起始晶粒大小随加热速度增大而细化。超快速加热时相变过热度很大，除铁素体和碳化物的相界面以外，奥氏体也可在铁素体内的亚晶界上形核。所以，超快速加热时奥氏体的形核率急剧增大，并且加热时间极短，奥氏体晶粒来不及长大，经适时淬火后可获得超细化的原始奥氏体晶粒，并获得超细化的淬火马氏体组织。第三十八页，共五十一页，编辑于2023年，星期二综上所述，在连续加热时，随加热速度增大，奥氏体的形成温度升高，使奥氏体的起始晶粒细化；剩余碳化物数量增多，使奥氏体基体的平均碳含量降低。这两个因素都可以使淬火马氏体获得韧化和强化。近年发展起来的快速加热、超快速加热和脉冲加热淬火等强韧化处理新工艺均是建立在这个理论基础上的。第三十九页，共五十一页，编辑于2023年，星期二4.奥氏体晶粒长大及其控制奥氏体晶粒度奥氏体晶粒长大原理影响奥氏体晶粒长大的因素第四十页，共五十一页，编辑于2023年，星期二4.1奥氏体晶粒度

奥氏体晶粒度级别N与奥氏体晶粒大小的关系为

n=2N-1n为放大100倍的视野中每平方英寸（6.45cm2）所含的平均奥氏体晶粒数目。奥氏体晶粒直径或单位面积中奥氏体晶粒数目来表示奥氏体晶粒大小。奥氏体晶粒愈细小，n就愈大，N也就愈大。奥氏体晶粒度级别N通常分为8级标准评定，l级最粗，8级最细，超过8级以上者称为超细晶粒。第四十一页，共五十一页，编辑于2023年，星期二奥氏体晶粒度有三种：①起始晶粒度：在临界温度以上，奥氏体形成刚刚完成，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。②实际晶粒度：在某一加热条件下所得到的实际奥氏体晶粒大小。③本质晶粒度：根据标准试验方法，在930±10℃保温足够时间（3～8小时）后测得的奥氏体晶粒大小。此时，奥氏体晶粒度在5～8级者称为本质细晶粒钢，而奥氏体晶粒度在1～4级者称为本质粗晶粒钢。

第四十二页，共五十一页，编辑于2023年，星期二加热温度对奥氏体晶粒大小的影响本质晶粒度只是表示钢在一定条件下奥氏体晶粒长大的倾向性，与实际晶粒度不尽相同。例如，对于本质细晶粒钢，当加热温度超过950～1000℃时也可能得到十分粗大的实际晶粒。而对于本质粗晶粒钢，当加热温度略高于临界点时也可能得到比较细小的奥氏体晶粒。第四十三页，共五十一页，编辑于2023年，星期二单位面积内的奥氏体晶粒数目n与I和G之间的关系可用下式表示式中，K为系数。可见，I／G值愈大，n就愈大，即奥氏体晶粒就愈细小。这说明增大形核率I或降低长大速度G是获得细小奥氏体晶粒的重要途径。第四十四页，共五十一页，编辑于2023年，星期二4.2奥氏体晶粒长大原理

为了减少总的晶界面积，在一定温度条件下奥氏体晶粒会发生相互吞并而使晶粒长大的现象。所以，奥氏体晶粒长大在一定条件下是一个自发过程。奥氏体晶粒是晶粒长大动力和晶界推移阻力相互作用的结果。（1）晶粒长大动力奥氏体晶粒的长大动力是奥氏体晶粒大小的不均匀性。二维金属中晶粒的稳定形状在一定温度条件下，由于界面张力平衡作用，邻接晶粒数小于6的晶粒的晶界将弯曲成正曲率弧，为了减少晶界面积以降低界面能，晶界有由曲线（曲面）变成直线（平面）的自发趋势，因此，将导致该晶粒缩小，直至消失.邻接晶粒数大于6的晶粒的晶界也因界面张力平衡而弯曲成负曲率弧，同样为了减少界面面积，降低界面能，该晶粒将长大，从而吞并小晶粒。第四十五页，共五十一页，编辑于2023年，星期二聚集再结晶进一步提高加热温度或延长保温时间，大晶粒将继续长大。所以，奥氏体晶粒长大就是这种无数个小晶粒被吞